Вывоз мусора: musor.com.ru
Главная | Контакты: Факс: 8 (495) 911-69-65 |

Карбидными частицами



очевидно, объясняются упрочняющим действием карбидных включений. Поскольку пластической деформации (при том или ином виде нагружения) может подвергаться только феррит, упрочняющее действие твердых карбидных включений можно представить следующим образом.

гается стойкость в относительно чистой воде при 345 °С [12]. При термообработке на границе зерен происходит отложение карбидных включений, и при 650 °С (но не при 700 °С) это приводит к обеднению зерен хромом. Последний факт объясняет наблюдающуюся межкристаллитную коррозию сплава в 25 % растворе HNO3 или в политионовых кислотах. Однако обеднение хромом, по-видимому, не является причиной межкристаллитного КРН.

Исследованиями установлено, что при легировании чугуна высоколегированными стальными отходами (ЭИ961 и др.) его прочностные свойства в 1,4 раза выше, чем при легировании ферросплавами. Микроструктурный анализ показал, что размер карбидных включений составляет 70 - 120 мкм в феррохроме ФХ45, 140 -420 мкм в ферромолибдене ФМ55, а в стали ЭИ961 после трехкратного укова заготовок тугоплавкие карбиды хрома, молибдена и вольфрама диспергируются в виде мелких зерен размером 5 - 25 мкм. Эти мелкие частицы являются стартовыми "затравками" или зародышами для равномерного распределения карбидных включений при кристаллизации отливки.

Например, в целях снятия внутренних литейных напряжений и распада первичных крупных карбидных включений в отливке "Центральная вставка" для пресс-форм ЛПД проводят изотермический отжиг по следующему режиму: загрузка отливки в печь при 400°С; нагрев в восстановительной среде со скоростью 80 -100°С/ч до 850 - 870°С, выдержка 3 - 5 ч; охлаждение с печью до 700°С, выдержка 3 - 5 ч; охлаждение с печью до 300°С и далее на воздухе. Твердость отливок после отжига составляет 200 - 230 НВ, габариты отливки 105 х 332 х 340 мм, высоколегированная сталь мартенситного класса. Структура представлена на рис. 179.

Добавки редкоземельных металлов приводят к наличию включений их оксидов и нитридов в микроструктуре хрома и к отсутствию включений оксидов и нитридов хрома. Легирование не меняло морфологию карбидных включений СггзСе, которые, располагаясь по границам зерен, могут охрупчивать литой металл.

Горячая хрупкость молибдена связана с выделением его карбидов по границам зерен в процессе испытания. Возрастание пластичности при дальнейшем повышении температуры вызвано уменьшением карбидных включений вследствие повышения растворимости углерода в молибдене. Ухудшение механических свойств молибдена при понижении скорости деформации обусловлено увеличением длительного воздействия окружающей среды.

Таковы основные особенности формирования рельефа на поверхности изнашивания при ударе о незакрепленный и монолитный абразив. Следует отметить, что независимо от вида абразива формирование рельефа на поверхности соударения при ударно-абразивном изнашивании имеет общую особенность — при одном акте соударения происходит поражение всей поверхности изнашивания. Одновременность воздействия на всю поверхность изнашивания зерен абразива создает условия для развития микротрещин и их последующего слияния вокруг непораженных перемычек и твердых карбидных включений, что в конечном итоге облегчает.выкрашивание и отделение частиц износа с поверхности соударения. При скольжении по абразиву твердые частицы вступают во взаимодействие с поверхностью изнашивания последовательно, иногда с длительными интервалами и на разных участках. Повторное движение абразивной частицы по ранее образованному следу может наступить через длительное время, а дробление абразивной частицы может наступить сразу, в момент ее входа во взаимодействие с поверхностью изнашивания. При последующем движении с поверхностью изнашивания взаимодействуют осколки этой частицы, не способные произвести такое разрушение, как исходная частица. Появление отдельных . рисок на поверхности изнашивания может длительное время не менять исходного режима и условия работы сопряженной пары трения.

Весьма лолпо изучено поведение .при контроле стали ШХ-15, используемой для изготовления деталей подшипников. Для этой стали повышение температуры закалки сопровождается ростом зерна аустенита и появлением мелких карбидных включений. Кривая намагничивания и петля гистерезиса становятся более пологими, но коэрцитивная сила уменьшается незначительно.

Ф. с помощью оптич. микроскопов ограничена затенением внутр. участков поверхности со стороны выступающих граней, поэтому изучают гл. обр. микроучастки вблизи края излома, и необходимостью наличия хотя бы небольших плоских участков излома (напр., кристаллич. строения), что затрудняет изучение волокнистых изломов. Ф. с помощью электронных микроскопов при увеличениях в десятки тысяч раз выявила новые детали строения изломов, не обнаруживающиеся при меньших увеличениях; при вязком разрушении зарождение изломов от карбидных включений, находящихся на границах зерен

Твердость зависит от содержания в нем углерода и дисперсности карбидных включений. Максимальная твердость HRC 60—65. Отличается малой пластичностью и вязкостью. Ферромагнитен. Коэффициент термического расширения мартенсита в 1.5 раза меньше, чем аустенита (порядка 12 • 10-«, а аустенита 18 • 10~в для углеродистой стали с 0,1% С), Электросопротивление мартенсита примерно равно электросопротивлению аустенита и значительно больше, чем перлита. Мартенсит имеет большую коэрцитивную силу и меньшую магнитную проницаемость, чем перлит

Отпущенный мартенси Твердость высокая (HRC до 60—65) и определяется содержанием в нем углерода и дисперсностью карбидных включений. Отличается высокими пределами прочности и текучести (т. е, высоким сопротивлением пластической деформации), которые определяются главным образом содержанием углерода в мартенсите и относительно мало изменяются при легировании стали. Сопротивление мартенсита малым деформациям относительно невелико. Сопротивление отрыву мартенсита, как и феррита, сильно зависит от дисперсности

Стали, раскисленные алюминием, наследственно мелкозернистые, так как в них образуются дисперсные частицы A1N, тормозящие рост зерна аустенита. Растворение этих частиц влечет за собой быстрый рост зерна. В двухфазных областях (например, в заэвтектоидных сталях) в интервале температур Ас\ — Аст (см. рис. 94, а) рост зерна аустенита сдерживается пера-створившимися карбидными частицами. Такое же сдерживающее влияние на рост зерна в доэвтектоид-иых сталях в интервале температур Ас±—Ас3 (рис. 94, а) оказывают участки феррита.

остаются в виде AQ. Бейнит Б„ имеет перистое строение. В нем мелкие карбидные образования (в виде коротких палочек) располагаются главным образом между сравнительно крупными пластинками феррита. При образовании Б„ из-за меньшей подвижности углерода ферритная фаза в большей степени пересыщена углеродом, поэтому карбиды выделяются главным образом внутри ферритной фазы сразу после ее образования, подобно отпуску мартенсита. По этой причине иногда Б„ по структуре и свойствам считают аналогичным отпущенному мартенситу. Строение Б„ — игольчатое с мельчайшими карбидными частицами, расположенными в объеме ферритных пластин.

Наплавленный слой имеет твердость НБ~~ 450-т-500 и структуру высоколегированного твердого раствора с дисперсными карбидными частицами.

Помимо изменений в дислокационной структуре матрицы в процессе ползучести происходит миграция участков границ зерен между закрепленными точками — карбидными частицами. Процесс миграции участков границ приводит к перераспределению напряжений и росту их в местах закрепления, что способствует зарождению пор у карбидов. Известно [11], что межзе-ренное проскальзывание является одним из механизмов зарождения пор на границах зерен. В [10] обнаружено межзеренное проскальзывание при длительной ползучести также и в стали 12Х1МФ в условиях эксплуатации.

Разрушения в условиях эксплуатации, соответствующих области в карты механизмов ползучести наблюдаются при перегревах металла труб пароперегревателей. Как видно из картограммы (рис. 1.2), при нагреве до температур, превышающих 620 °С, в металле развиваются процессы рекристаллизации. Это приводит к возрастанию деформационной способности металла, полной трансформации структуры стали в феррито-карбид-ную структуру, интенсификации процессов перехода легирующих элементов в карбидные фазы. Долговечность труб в условиях такого перегрева не превышает 10—15 тыс. ч. Для труб, разрушившихся в условиях ползучести, характерно наличие значительного слоя окалины и присутствие на наружной поверхности труб продольных трешин, сопутствующих основному разрыву. В случае перегрева до указанных температур разрушение происходит с относительно большим увеличением периметра трубы, заметным утонением стенки за счет повышенной деформационной способности в этих условиях. Характерно широкое раскрытие трубы в месте сквозной трещины. Микромеханизм разрушения соответствует порообразованию. Структура металла разрушенной трубы становится ферритной с крупными карбидными частицами по границам зерен. Вблизи разрушения имеет место некоторый рост зерна. Присутствие всех перечисленных признаков 'свидетельствует о том, что разрушение исследуемой трубы произошло в результате длительного перегрева.

При длительной работе в условиях температур 600—650 °С идет процесс стабилизации этой субструктуры карбидными частицами. В связи с этим вплоть до разрушения не происходит развитие процессов рекристаллизации несмотря на высокие температуры эксплуатации. Стабилизация субграниц дисперсными карбидами титана определяет низкую деформационную способность матрицы аустенитных зерен.

Исследование дислокационной структуры металла после длительных сроков эксплуатации показывает, что процесс межкристаллитной коррозии в этих условиях протекает путем образования в металле крупных водородных пор. Водородные поры обнаруживаются также в металле пароперегревателей, на которых металлографически не выявляются растрескивания от межкристаллитной коррозии. Поры образуются на стыке трех зерен, в основном не связанных с карбидными частицами, имеют дислокационные границы как клубковые, так и сетчатые.

В высоколегированных сплавах с большим количеством карбидной фазы матрица занимает по объему до 90%. Если исходить из теории износа, предложенной П. Н. Львовым, то необходимо стремиться к большему насыщению сплава твердыми карбидными частицами, так как в этом случае зернам абразива будет труднее выдавливать в сплаве канавки. Но в то же время это соотношение должно обеспечивать хорошую связь между фазами и способность матрицы удерживать карбиды в процессе изнашивания.

Наплавленный слой имеет твердость НБ~~ 450-т-500 и структуру высоколегированного твердого раствора с дисперсными карбидными частицами.

В двухфазных областях, например, в заэвтектоидных сталях, в интервале температур Ас1—Аст (см. рис. 83) рост зерна аустенита сдерживается нерастворившимися карбидными частицами. Такое же сдерживающее влияние на рост зерна в доэвтектоидных сталях в интервале температур Асх—Acs (см. рис. 83) оказывают участки феррита.

кобальта между карбидными частицами и его натирание на их поверх-




Рекомендуем ознакомиться:
Комбинированной установки
Касательных деформаций
Комбинированного производства
Комбинированном производстве
Коммунальных предприятий
Коммунистическое отношение
Комнатная температура
Компьютерных технологий
Компактные теплообменники
Компактность конструкции
Компенсации деформации
Компенсации отклонения
Касательных составляющих
Компенсации уменьшения
Компенсацию уменьшения
Меню:
Главная страница Термины
Популярное:
Где используются арматурные каркасы Суперпроект Sukhoi Superjet Что такое экология переработки нефти Особенности гидроабразивной резки твердых материалов Какие существуют горные машины Как появился КамАЗ Трактор Кировец К 700 Машиностроение - лидер промышленности Паровые котлы - рабочие лошадки тяжелой промышленности Редкоземельные металлы Какие стройматериалы производят из отходов промышленности Как осуществляется производство сварной сетки